含钆中子屏蔽材料的设计及其力学性能分析

张 鹏，李 靖，王文先，陈洪胜，谢 雷，谭晓月

(1.太原理工大学 物理与光电工程学院，山西 太原 030024；2.太原理工大学 材料科学与工程学院，山西 太原 030024；3.中国工程物理研究院 核物理与化学研究所，四川 绵阳 621999；4.合肥工业大学 先进功能材料与器件安徽省重点实验室，安徽 合肥 230009)

核电站乏燃料储存格架中有热中子、中等能量中子和快中子辐射[1-2]。一般来说，对于中能中子和快中子，需将其慢化为热中子才能被屏蔽材料所吸收。热中子屏蔽材料需具有良好的热中子吸收性能和机械性能。近年来，对于热中子辐射屏蔽材料的制备、基础研究及应用引起了国内外学者的广泛关注。热中子屏蔽材料的研究大多集中在含硼的复合材料上[3-5]。这些复合材料大致包括：以有机物为基体、含硼元素的化合物为中子吸收体所制备的复合材料；以金属为基体、含硼元素的化合物为中子吸收体和强化颗粒所制备的复合材料。以6061铝合金为基体、质量分数为30%的B4C为中子吸收体和强化颗粒所制备的复合材料可满足核电站乏燃料储存格架中对于热中子屏蔽的要求[2]。一方面，虽然以有机物为基体、含硼元素的化合物为中子吸收体所制备的复合材料具有良好的弹性，能有效地屏蔽热中子辐射，但这种复合材料的耐热性、耐腐蚀性能较差[6]；另一方面，以金属为基体、含硼元素的化合物为中子吸收体和强化颗粒所制备的复合材料具有强度高、耐热性好、耐腐蚀性能优异等优点，但同时高含量的含硼陶瓷颗粒也会使材料的延展性大幅降低[7-9]。

研究发现，一些稀土元素具有较大的热中子吸收截面也可被用于中子屏蔽材料，如钐、铕、钆(Gd)，而在这些稀土元素中，Gd元素的热中子吸收截面最大[10-12]。Xu等[13-14]通过真空热压烧结的方法制备了(15%B4C+1%Gd)/Al复合材料，并进一步讨论了加工工艺对材料力学性能的影响。由于金属钆的化学性质较活泼，使得复合材料在制备过程中变得相对困难。钆元素通常以钆氧化物(Gd2O3)的形式存在，且Gd2O3在价格上比金属钆便宜得多。因此，以Gd2O3作为中子吸收体所制备的热中子屏蔽材料将极大地促进热中子屏蔽材料国产化的发展。此外，Gd2O3作为一种陶瓷颗粒通常被添加到复合材料中以提高材料的强度[15-17]。

本文采用Gd2O3作为陶瓷强化颗粒和热中子吸收体制备一种新型的铝基热中子吸收复合材料。通过扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射(XRD)和透射电子显微镜(TEM)分析复合材料的微观结构，并对材料的力学性能、强化机制及断裂机理[18-19]进行测试和探讨。

1 实验

在MCNP模拟过程中选用0.2 eV的中子源，中子平行入射到厚度为10 mm的复合材料表面，模拟空间为真空条件。选用F5计数器分别对材料前后表面的中子进行计数，计算出复合材料的中子透射率。图1为中子输运过程示意图。选取平均粒径为13 μm的6061Al粉末作为基体、平均粒径为13 μm的Gd2O3粉末作为中子吸收体和增强颗粒。

图1 MCNP模拟示意图Fig.1 Diagram of MCNP simulation

首先，将4种质量分数(10%、15%、20%、30%)的Gd2O3粉末与6061Al粉末在一充满氩气的球磨机中进行球磨混合1、2、3 h。球料比为10∶1，转速为400 r/min。然后，在真空手套箱中将混合的粉末放入一直径为30 mm的石墨模具中，再用液压机进行冷压，压强为10 MPa。将冷压后的石墨模具置于放电等离子烧结设备中，并在真空环境中进行烧结，烧结温度为580 ℃，烧结时间为5 min，脉冲持续时间为40 ms。将烧结好的试样进行6道次轧制，总的下压量为60%。作为对照组实验，用同样方法制备30%B4C/6061Al复合材料。实验过程中所使用的表征设备主要有SEM和TEM。

试样在32.32 meV的单色热中子源上进行热中子屏蔽实验，图2为热中子屏蔽性能测试示意图。3He中子探测器的位置固定在距屏蔽复合材料90 cm的位置。采用直径30 mm、厚度10 mm的复合板作为试验样品。每个样本在3个不同的位置进行测试，以检测钆元素分布的均匀性。采用万能电子拉伸试验机进行拉伸测试，恒定拉伸速率为0.5 mm/min。

图2 热中子屏蔽性能测试示意图Fig.2 Schematic of thermal neutron absorbing property test

2 结果与讨论

2.1 原材料微观形貌

图3a为Gd2O3原始粉末的微观形貌，图3b～d为球磨混合1～3 h后的微观形貌。在球磨后，一些Gd2O3颗粒尺寸明显减小，随球磨时间的增加，亚μm级的Gd2O3颗粒所占比重增大。文献[2]研究发现，颗粒的细化可有效地提高材料的力学性能，而不同尺寸的Gd2O3颗粒也会对材料的力学性能产生重要影响。

a——未球磨；b——球磨1 h；c——球磨2 h；d——球磨3 h图3 球磨前后Gd2O3颗粒的微观形貌Fig.3 Morphology of Gd2O3 particle before and after ball mill

2.2 材料的设计与分析

中子透射率公式为：

y=I/I0

(1)

其中：y为中子透射率；I为透射中子数；I0为入射中子数。

图4为MCNP模拟的两种复合材料的中子透射率，可看出，随质量分数的增加，两种材料的中子透射率均不断减小。当Gd2O3的质量分数增加到10%时，Gd2O3/6061Al的中子透射率降为5%，与30%B4C/6061Al热中子吸收材料的中子透射率相当。但高含量的B4C陶瓷颗粒降低了复合材料的塑性。因此，本工作将通过降低中子吸收体陶瓷颗粒的含量来改善材料的塑性。

图4 中子透射率与质量分数的关系Fig.4 Relationship between neutron transmission rate and mass fraction

图5为10%Gd2O3/6061Al复合材料的中子能量与中子透射率的关系。可看出，随中子能量的增加，10%Gd2O3/6061Al复合材料的中子透射率开始基本保持不变，当中子能量达到0.3 eV时，材料的中子透射率有一明显的上升趋势，在0.4～0.6 eV范围内这一趋势最为明显，之后，这一上升趋势逐渐平缓。上述现象表明：该复合材料在0～0.3 eV的能量范围内具有很强的中子吸收能力，因此，模拟过程中选择0.2 eV作为具有代表性的中子能量。

图5 10%Gd2O3/6061Al复合材料的中子能量与中子透射率间的关系Fig.5 Relationship between neutron energy and transmission rate of 10%Gd2O3/6061Al composite material

图6为不同质量分数的铝基Gd2O3中子吸收材料的微观形貌，Gd2O3颗粒相对均匀地分布在铝基体中(图6a)，仅有少量的颗粒发生团聚。随Gd2O3质量分数的不断增加，其团聚现象明显增加，且基体之间逐渐发生隔离。结果表明，随Gd2O3含量的增加，Gd2O3/6061Al中子屏蔽材料的力学性能将逐渐变差。本工作制备了10%Gd2O3/6061Al中子屏蔽材料，并对材料的拉伸性能及强化机理进行测试和分析。

2.3 热中子屏蔽测试

表1列出热中子屏蔽材料屏蔽性能测试结果。30%B4C/6061Al和Gd2O3/6061Al复合材料的热中子透射率均降至1%以下，满足乏燃料贮存格架对热中子屏蔽的要求。由于模拟过程中选用的代表性中子能量为0.2 eV，而测试热中子能量被设定为接近0.032 32 eV，因此，与模拟结果相比，实验结果表现出更好的热中子屏蔽性能。一般来说，通过增加陶瓷颗粒的含量可增强复合材料的强度。然而当Gd2O3的质量分数增加到10%以上时，会引起Gd2O3颗粒的团聚，这不仅导致复合材料的力学性能下降，也会使材料的中子屏蔽性能变得不均匀。

质量分数：a——10%；b——15%；c——20%；d——30%图6 不同质量分数的铝基Gd2O3中子吸收材料的微观形貌Fig.6 SEM morphology of Gd2O3/6061Al composite material with different mass fractions

试样热中子能量/eV辐照时间/s中子透射率(任意3处位置)/%12330%B4C/6061Al0.032 32600.241 60.236 00.235 15%Gd2O3/6061Al0.032 32600.376 90.377 50.375 210%Gd2O3/6061Al0.032 32600.359 30.360 60.341 415%Gd2O3/6061Al0.032 32600.346 50.347 00.345 520%Gd2O3/6061Al0.032 32600.326 20.345 10.340 3

2.4 材料的微观结构

图7为10%Gd2O3/6061Al复合材料的扫描电镜微观形貌，可看出，Gd2O3颗粒相对均匀地分布在6061铝合金基体中，大部分Gd2O3颗粒为亚μm尺寸，少量颗粒达到了nm级。在Gd2O3颗粒和铝基体之间可观察到清晰的界面，表现出良好的界面结合。

图7 10%Gd2O3/6061Al复合材料的扫描电镜微观形貌Fig.7 SEM image of 10%Gd2O3/6061Al composite material

图8a为任意区域的面扫描能谱，该区域元素主要为Gd、O、Al、Si、Mg。有些区域Gd元素与Al元素同时存在，表明在该区域有明显的元素扩散行为，并可能伴随有一定的反应产物生成。图8b为Gd2O3颗粒与基体界面之间的线扫能谱。可看出，在界面处存在一厚度为1 μm的元素扩散层。

图9为10%Gd2O3/6061Al中子屏蔽材料的X射线衍射图。可看出，复合材料主要由Al、Gd2O3、Al2O3和Al3Gd物相组成。通过X射线衍射图和材料界面形貌，证明了在材料制备过程中存在元素之间的相互扩散，生成了Al3Gd合金相，从而改善了基体与陶瓷颗粒之间的润湿性，促进了颗粒与基体之间的界面结合。

图10为10%Gd2O3/6061Al中子屏蔽材料的TEM微观形貌。μm尺寸的Gd2O3颗粒主要分布于基体的晶界，而一些较小的、甚至是nm级颗粒则分布于晶粒内部和晶界处。在变 形过程中，Gd2O3颗粒通过钉扎晶界，可有效强化材料。一些nm级的Gd2O3颗粒弥散分布于基体晶粒内部而引起晶格畸变，由于μm和nm级陶瓷颗粒的双重强化，使材料的力学性能大幅提高。另外，由于Gd2O3颗粒与基体之间热膨胀系数的差异，材料在大塑性变形过程中形成几何必要错位，促进颗粒与基体之间的载荷传递。由于易变形的基体在变形过程中遇到不易变形的Gd2O3颗粒而形成位错环，从而减小了Gd2O3颗粒间的距离。Orowan机制表明，Gd2O3颗粒间的距离减小有助于材料力学性能的提高。

图8 10%Gd2O3/6061Al复合材料的界面形貌Fig.8 Interface of 10%Gd2O3/6061Al composite material

图9 10%Gd2O3/6061Al中子屏蔽材料的X射线衍射图Fig.9 XRD image of 10%Gd2O3/6061Al neutron absorbing material

图10 10%Gd2O3/6061Al中子屏蔽材料的TEM微观形貌Fig.10 TEM morphology of 10%Gd2O3/6061Al neutron absorbing material

2.5 材料的拉伸性能

图11 中子屏蔽材料的拉伸曲线Fig.11 Tensile curve of neutron absorbing material

图11为中子屏蔽材料的拉伸曲线，随球磨时间的增加，10%Gd2O3/6061Al中子屏蔽材料的拉伸强度及伸长率均有明显改善，表明亚μm级的Gd2O3颗粒的增加有助于材料力学性能的提升。当球磨时间达到3 h，30%B4C/6061Al和10%Gd2O3/6061Al复合材料的拉伸强度几乎均达到240 MPa，但10%Gd2O3/6061Al的伸长率却明显大于30%B4C/6061Al，原因主要是由于10%Gd2O3/6061Al的双尺寸颗粒强化、位错强化，且其所含陶瓷颗粒含量少而使材料具有了良好的伸长率。

图12为10%Gd2O3/6061Al中子屏蔽材料的拉伸断口形貌。由图12a可看出，10%Gd2O3/6061Al断口宏观形貌相对平整，无明显缺陷。图12b为断口形貌的放大图，可看出，在基体周围有明显撕裂棱，一些颗粒从韧窝中拔出，且有很多断裂的Gd2O3颗粒。基体撕裂而形成韧窝，表明Gd2O3颗粒和基体之间的良好结合，可使界面承受较大的载荷。不易变形的Gd2O3颗粒和易变形的基体在界面上会产生较大的应力集中，当界面的剪切应力大于界面结合强度，而低于Gd2O3颗粒的强度时， Gd2O3颗粒从基体被拔出。若应力小于界面结合强度，但高于Gd2O3的断裂强度，Gd2O3颗粒将在变形过程中断裂。总之，材料的主要断裂机理是韧性断裂，且具有良好的界面结合和优异的力学性能。

图12 10%Gd2O3/6061Al中子屏蔽材料的拉伸断口形貌Fig.12 Tensile fracture surface of 10%Gd2O3/6061Al neutron absorbing material

3 结论

本文采用MCNP和放电等离子烧结及热轧的方法设计和制备了Gd2O3/6061Al中子屏蔽材料，对其微结构和强化机理进行了观察和分析，主要结论如下。

1) MCNP模拟和中子屏蔽实验结果表明，10%Gd2O3/6061Al与30%B4C/6061Al的热中子吸收能力相当。

2) 随球磨时间的增加，一些Gd2O3颗粒尺寸明显减小，亚μm级的Gd2O3颗粒含量明显增加，甚至有些颗粒达到nm级，由于亚μm及nm级陶瓷颗粒的双重强化，使材料的力学性能得到了极大的提高。

3) 一些Gd2O3nm级颗粒进入基体晶粒内部，造成晶格畸变，并产生Al3Gd合金相，改善了界面的润湿性，促进Gd2O3颗粒和基体界面的连接。

4) 10%Gd2O3/6061Al中子屏蔽材料的主要断裂是韧性断裂，材料的拉伸强度和伸长率随球磨时间的增加也有明显改善，且由于位错强化和nm级Gd2O3颗粒的弥散强化使材料在球磨3 h后的拉伸强度及伸长率分别达到240 MPa和16%。